控軋控冷-學(xué)習(xí)與培訓(xùn)

1、1 控制軋制與控制冷卻 2主要內(nèi)容 鋼材的質(zhì)量性能 軋制過程中的組織性能變化規(guī)律 軋制過程中的組織性能控制 控軋控冷技術(shù)的新進(jìn)展31.1性能指標(biāo)性能指標(biāo)韌塑性影響因素強(qiáng)塑指標(biāo)沖擊韌性冷彎性能焊接性能4韌塑性影響因素合金元素：H：會(huì)引起氫脆和延遲斷裂（高強(qiáng)鋼、強(qiáng)板、高建等）細(xì)化晶粒增加壓下（缺陷焊合）組織：1）鑄坯 2）熱軋組織 3）碳化物分布坯料停放5拉伸時(shí)的韌性斷裂拉伸時(shí)的韌性斷裂: :頸縮為頸縮為前導(dǎo)前導(dǎo). .應(yīng)變硬化產(chǎn)生的強(qiáng)度增加應(yīng)變硬化產(chǎn)生的強(qiáng)度增加不足以補(bǔ)償截面積的減少不足以補(bǔ)償截面積的減少, ,產(chǎn)產(chǎn)生集中變形生集中變形, ,出現(xiàn)細(xì)頸出現(xiàn)細(xì)頸. .細(xì)頸中心為三向拉應(yīng)力狀細(xì)頸中心為三向

2、拉應(yīng)力狀態(tài)態(tài), ,形成顯微空洞形成顯微空洞, ,長(zhǎng)大并聚長(zhǎng)大并聚合成裂紋合成裂紋, ,沿與拉伸垂直的方沿與拉伸垂直的方向擴(kuò)展成中央裂紋向擴(kuò)展成中央裂紋, ,最后在細(xì)最后在細(xì)頸邊緣處沿與拉伸軸成頸邊緣處沿與拉伸軸成4545方向剪斷方向剪斷, ,形成形成”杯錐斷口杯錐斷口”圖圖4 杯錐型斷口形成過程杯錐型斷口形成過程韌性斷口的形成過程韌性斷口的形成過程6韌性斷裂的形成原因韌性斷裂的形成原因 韌性斷裂多起源于空洞，這是韌性斷裂多起源于空洞，這是由于鋼材在熔煉過程中混入氧化由于鋼材在熔煉過程中混入氧化物、硫化物等夾雜物粒子以及某物、硫化物等夾雜物粒子以及某些難變形的第二相粒子造成的。些難變形的第二相粒

3、子造成的。 當(dāng)鋼材基體變形時(shí)，在夾雜物當(dāng)鋼材基體變形時(shí)，在夾雜物或二相粒子的相界面上產(chǎn)生強(qiáng)烈或二相粒子的相界面上產(chǎn)生強(qiáng)烈的附加拉應(yīng)力，若界面的結(jié)合力的附加拉應(yīng)力，若界面的結(jié)合力弱，則很容易產(chǎn)生剝離，于是就弱，則很容易產(chǎn)生剝離，于是就在相界面上產(chǎn)生空洞。在相界面上產(chǎn)生空洞。 夾雜物及二相粒子的數(shù)量、幾夾雜物及二相粒子的數(shù)量、幾何形狀、大小及其與基體結(jié)合的何形狀、大小及其與基體結(jié)合的強(qiáng)度是影響斷裂的重要參數(shù)。強(qiáng)度是影響斷裂的重要參數(shù)。7 缺陷的焊合球形缺陷橢圓形拉長(zhǎng)不同壓下道次下縮孔變形圖不同壓下道次下縮孔變形圖(a)(c)(b) 鋼板的厚度同為鋼板的厚度同為130mm時(shí)，采用大壓下、正常壓下和輕

4、時(shí)，采用大壓下、正常壓下和輕壓下時(shí)，縮孔的焊合情況截然不同。采用大壓下時(shí)縮孔在第壓下時(shí)，縮孔的焊合情況截然不同。采用大壓下時(shí)縮孔在第4道次被焊合，而采用輕壓下時(shí)縮孔在第道次被焊合，而采用輕壓下時(shí)縮孔在第7道次被焊合，可見適道次被焊合，可見適當(dāng)加大高溫區(qū)的壓下量有利于內(nèi)部缺陷的焊合當(dāng)加大高溫區(qū)的壓下量有利于內(nèi)部缺陷的焊合。焊合8 拉伸斷口拉伸斷口拉伸斷口截面內(nèi)出現(xiàn)的分層拉伸斷口截面內(nèi)出現(xiàn)的分層拉伸斷口側(cè)面上出現(xiàn)的分層拉伸斷口側(cè)面上出現(xiàn)的分層 原因分析：原因分析：(1)(1)化學(xué)成分：碳、錳化學(xué)成分：碳、錳及硫、磷含量，微合金及硫、磷含量，微合金元素的有無(wú)等；元素的有無(wú)等；(2)(2)鑄坯質(zhì)量：坯

5、型及鑄坯質(zhì)量：坯型及鑄坯中心偏析級(jí)別的高鑄坯中心偏析級(jí)別的高低等；低等；(3)(3)加熱制度：加熱溫加熱制度：加熱溫度的高低、加熱時(shí)間的度的高低、加熱時(shí)間的長(zhǎng)短，表面及芯部的溫長(zhǎng)短，表面及芯部的溫差等：差等：(4)(4)變形制度：再結(jié)晶變形制度：再結(jié)晶區(qū)道次變形量的大小，區(qū)道次變形量的大小，變形的滲透程度等。變形的滲透程度等。91.2 金屬材料強(qiáng)化的主要機(jī)制金屬材料強(qiáng)化的主要機(jī)制 位錯(cuò)強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化、亞位錯(cuò)強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化、亞晶強(qiáng)化、織構(gòu)強(qiáng)化晶強(qiáng)化、織構(gòu)強(qiáng)化等。但實(shí)用鋼材的強(qiáng)化并不是由等。但實(shí)用鋼材的強(qiáng)化并不是由單一的強(qiáng)化機(jī)制決定，在大多數(shù)情況下，由幾種機(jī)

6、單一的強(qiáng)化機(jī)制決定，在大多數(shù)情況下，由幾種機(jī)制疊加獲得制疊加獲得。10 在板帶軋制過程中，如能有效控制這些碳、氮化合物的析出在板帶軋制過程中，如能有效控制這些碳、氮化合物的析出行為（數(shù)量、大小、形狀和分布狀態(tài)等），則可以充分發(fā)揮微行為（數(shù)量、大小、形狀和分布狀態(tài)等），則可以充分發(fā)揮微合金化元素對(duì)鋼材施行細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化的雙重作用。鈮、合金化元素對(duì)鋼材施行細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化的雙重作用。鈮、釩、鈦三種微合金元素對(duì)鐵素體釩、鈦三種微合金元素對(duì)鐵素體/ /珠光體鋼晶粒細(xì)化、沉淀強(qiáng)化珠光體鋼晶粒細(xì)化、沉淀強(qiáng)化的影響規(guī)律如下圖所示。的影響規(guī)律如下圖所示。1.2.1鈮、釩、鈦微合金化元素在鋼中的作用鈮、釩

7、、鈦微合金化元素在鋼中的作用11 鈮、釩、鈦對(duì)鐵素體鈮、釩、鈦對(duì)鐵素體/ /珠光體鋼脆性轉(zhuǎn)變溫度的影響珠光體鋼脆性轉(zhuǎn)變溫度的影響12 圖圖5. 0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb5. 0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb鋼在鋼在0.6Tm 0.6Tm 以上溫度變形時(shí)的應(yīng)力應(yīng)變曲線以上溫度變形時(shí)的應(yīng)力應(yīng)變曲線 鋼材熱變形時(shí)的應(yīng)力應(yīng)變曲線規(guī)律鋼材熱變形時(shí)的應(yīng)力應(yīng)變曲線規(guī)律2.1 2.1 鋼材熱變形過程中的硬化、軟化和組織結(jié)構(gòu)變化鋼材熱變形過程中的硬化、軟化和組織結(jié)構(gòu)變化2、軋制過程中的組織性能的變化（1 1）變形速率不變）變形速率不變時(shí)，同一應(yīng)變條件下，時(shí)，同一應(yīng)變條件下，變形溫

8、度越高，所對(duì)變形溫度越高，所對(duì)應(yīng)的真應(yīng)力越低應(yīng)的真應(yīng)力越低2 2）變形速率越低，）變形速率越低，所對(duì)應(yīng)的真應(yīng)力也越所對(duì)應(yīng)的真應(yīng)力也越低，且真應(yīng)力的峰值低，且真應(yīng)力的峰值向真應(yīng)力變小的方向向真應(yīng)力變小的方向移動(dòng)移動(dòng)3 3）隨應(yīng)變的增加，）隨應(yīng)變的增加，曲線呈現(xiàn)由高變低并曲線呈現(xiàn)由高變低并逐漸趨于穩(wěn)定的形態(tài)逐漸趨于穩(wěn)定的形態(tài)13 再結(jié)晶奧氏體的長(zhǎng)大過程再結(jié)晶奧氏體的長(zhǎng)大過程圖圖9 Q3459 Q345鋼不同停隔時(shí)間的奧氏體組織鋼不同停隔時(shí)間的奧氏體組織01020304050606080100120140160180200晶 粒尺寸，um保 溫時(shí) 間，s 心 部晶 粒尺寸 邊部晶 粒尺寸圖圖10 1

9、0 奧氏體晶粒的長(zhǎng)大過程奧氏體晶粒的長(zhǎng)大過程abcdef2.1 2.1 鋼材熱變形后的靜態(tài)再結(jié)晶過程鋼材熱變形后的靜態(tài)再結(jié)晶過程14再結(jié)晶奧氏體的長(zhǎng)大過程再結(jié)晶奧氏體的長(zhǎng)大過程 從圖從圖9 9和圖和圖1010可以看出：可以看出： 變形結(jié)束后隨停隔時(shí)間的延長(zhǎng)，沿著原來(lái)的奧氏體晶變形結(jié)束后隨停隔時(shí)間的延長(zhǎng)，沿著原來(lái)的奧氏體晶界，再結(jié)晶核心不斷形成，在形變儲(chǔ)存能的驅(qū)動(dòng)下形變奧界，再結(jié)晶核心不斷形成，在形變儲(chǔ)存能的驅(qū)動(dòng)下形變奧氏體發(fā)生再結(jié)晶的數(shù)量不斷增加，奧氏體平均晶粒尺寸不氏體發(fā)生再結(jié)晶的數(shù)量不斷增加，奧氏體平均晶粒尺寸不斷減小，當(dāng)奧氏體平均晶粒尺寸達(dá)到最小值時(shí)說明再結(jié)晶斷減小，當(dāng)奧氏體平均晶粒尺寸

10、達(dá)到最小值時(shí)說明再結(jié)晶過程完成。其后隨時(shí)間的延長(zhǎng)，再結(jié)晶奧氏體逐漸長(zhǎng)大，過程完成。其后隨時(shí)間的延長(zhǎng)，再結(jié)晶奧氏體逐漸長(zhǎng)大，達(dá)到某一閥值時(shí)趨于穩(wěn)定。由于試樣心部和邊部變形不均達(dá)到某一閥值時(shí)趨于穩(wěn)定。由于試樣心部和邊部變形不均勻程度的差別，再結(jié)晶完成的時(shí)間略有差別。另外，還可勻程度的差別，再結(jié)晶完成的時(shí)間略有差別。另外，還可以看出，隨待溫冷卻速度的變化，奧氏體平均晶粒尺寸無(wú)以看出，隨待溫冷卻速度的變化，奧氏體平均晶粒尺寸無(wú)明顯變化，因?yàn)樵谠俳Y(jié)晶過程中過冷度不是影響奧氏體晶明顯變化，因?yàn)樵谠俳Y(jié)晶過程中過冷度不是影響奧氏體晶粒大小的主要因素，所以不能采用增加過冷度的方法細(xì)化粒大小的主要因素，所以不能采

11、用增加過冷度的方法細(xì)化再結(jié)晶晶粒。再結(jié)晶晶粒。15 再結(jié)晶行為對(duì)組織性能的影響再結(jié)晶行為對(duì)組織性能的影響1015202530354045260280300320340360380400 1050oC 950oC 900oC 850oC屈服 強(qiáng)度 ,Mpa變 形量, %圖圖11 11 變形量對(duì)強(qiáng)度的影響變形量對(duì)強(qiáng)度的影響51015202530354045102030405060708090 1050oC 1000oC 950oC 900oC 850oC橫向沖擊 功 ,J變 形量,%圖圖12 12 變形量對(duì)沖擊功的影響變形量對(duì)沖擊功的影響 在在10001000以上的高溫再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，以上的高溫再

12、結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)， Q345Q345鋼的屈服強(qiáng)度和沖擊功均比鋼的屈服強(qiáng)度和沖擊功均比950950以以下的低溫區(qū)軋制時(shí)低。以軋制溫度同為下的低溫區(qū)軋制時(shí)低。以軋制溫度同為10501050而變形量不同的試樣為例，當(dāng)變形量由而變形量不同的試樣為例，當(dāng)變形量由10%10%增加到增加到40%40%時(shí)，屈服強(qiáng)度并沒有上升，反而呈下降趨勢(shì)，橫向沖擊值很低且隨變形時(shí)，屈服強(qiáng)度并沒有上升，反而呈下降趨勢(shì)，橫向沖擊值很低且隨變形量的增加無(wú)明顯變化；量的增加無(wú)明顯變化； 在在950950以下的低溫區(qū)軋制時(shí)，不僅整體力學(xué)性能比高溫區(qū)軋制時(shí)高，而且道次變以下的低溫區(qū)軋制時(shí)，不僅整體力學(xué)性能比高溫區(qū)軋制時(shí)高，而且道次變形量對(duì)

13、力學(xué)性能的影響比較顯著，隨變形量增加，屈服強(qiáng)度和沖擊值都呈上升趨勢(shì)，形量對(duì)力學(xué)性能的影響比較顯著，隨變形量增加，屈服強(qiáng)度和沖擊值都呈上升趨勢(shì)，軋制溫度越低，上升的趨勢(shì)越顯著。軋制溫度越低，上升的趨勢(shì)越顯著。 16 靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量 為了使再結(jié)晶能夠充分進(jìn)為了使再結(jié)晶能夠充分進(jìn)行，則所給予的壓下率必須大行，則所給予的壓下率必須大于對(duì)應(yīng)條件下靜態(tài)再結(jié)晶的臨于對(duì)應(yīng)條件下靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量。該值隨鋼種和變形界變形量。該值隨鋼種和變形條件的不同彼此相差很大。條件的不同彼此相差很大。 普碳鋼的臨界變形量很小，普碳鋼的臨界變形量很小，且與溫度的關(guān)系很弱，即普碳且與溫度的關(guān)系很

14、弱，即普碳鋼在較小的變形量、較寬的溫鋼在較小的變形量、較寬的溫度范圍內(nèi)均容易產(chǎn)生再結(jié)晶。度范圍內(nèi)均容易產(chǎn)生再結(jié)晶。而含鈮鋼的臨界變形量卻較大，而含鈮鋼的臨界變形量卻較大，在在950950以下的溫度區(qū)域內(nèi)要以下的溫度區(qū)域內(nèi)要使含鈮鋼完成再結(jié)晶是很困難使含鈮鋼完成再結(jié)晶是很困難的。的。2.2 2.2 鋼材熱變形后的靜態(tài)再結(jié)晶過程鋼材熱變形后的靜態(tài)再結(jié)晶過程17軋制后奧軋制后奧氏體晶粒氏體晶粒鐵素體鐵素體形核形核相變后相變后控冷后控冷后形變硬化的鐵素體形變硬化的鐵素體變形區(qū)變形區(qū)晶粒邊界晶粒邊界位錯(cuò)位錯(cuò)亞晶邊界亞晶邊界晶粒長(zhǎng)大晶粒長(zhǎng)大水淬水淬 奧氏體奧氏體/ /鐵素體相變行為鐵素體相變行為2.3 2

15、.3 奧氏體奧氏體/ /鐵素體相變規(guī)律及形變誘導(dǎo)相變鐵素體相變規(guī)律及形變誘導(dǎo)相變18 奧氏體奧氏體/ /鐵素體相變開始溫度鐵素體相變開始溫度鐵素體相變開始溫度除了與鐵素體相變開始溫度除了與鋼材的化學(xué)成分有關(guān)外還與鋼材的化學(xué)成分有關(guān)外還與軋制變形條件和軋后冷卻速軋制變形條件和軋后冷卻速度有關(guān)，鋁鎮(zhèn)靜鋼的一般規(guī)度有關(guān)，鋁鎮(zhèn)靜鋼的一般規(guī)律是：律是：在高溫再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，隨在高溫再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，隨軋制溫度的降低，鐵素體開軋制溫度的降低，鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度升高；在低溫未始轉(zhuǎn)變溫度升高；在低溫未再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，鐵素體開再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度隨軋制溫度的降始轉(zhuǎn)變溫度隨軋制溫度的降低而降低。低而降

16、低。2.3 2.3 奧氏體奧氏體/ /鐵素體相變規(guī)律及形變誘導(dǎo)相變鐵素體相變規(guī)律及形變誘導(dǎo)相變19 奧氏體奧氏體/ /鐵素體相變形態(tài)鐵素體相變形態(tài) 熱加工鋼材的奧氏體熱加工鋼材的奧氏體/ /鐵素體相變形態(tài)示意圖鐵素體相變形態(tài)示意圖20I AI A型：型：熱軋過程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，且再結(jié)晶后奧氏體晶粒具有熱軋過程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，且再結(jié)晶后奧氏體晶粒具有明顯的長(zhǎng)大趨勢(shì)，當(dāng)相變前粗化的奧氏體晶粒小于或等于明顯的長(zhǎng)大趨勢(shì)，當(dāng)相變前粗化的奧氏體晶粒小于或等于N0.5N0.5級(jí)時(shí)，在級(jí)時(shí)，在冷卻的過程中先共析的鐵素體晶粒主要在奧氏體晶界上形核，并以片狀冷卻的過程中先共析的鐵素體晶粒主要在

17、奧氏體晶界上形核，并以片狀的方式向晶粒內(nèi)長(zhǎng)大而形成的方式向晶粒內(nèi)長(zhǎng)大而形成魏氏組織魏氏組織。I BI B型：型：熱軋過程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，但相變前的奧氏體晶粒大于熱軋過程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，但相變前的奧氏體晶粒大于N0.6N0.6級(jí)或更為細(xì)小時(shí)，奧氏體晶界是鐵素體的主要形核位置，由于奧氏級(jí)或更為細(xì)小時(shí)，奧氏體晶界是鐵素體的主要形核位置，由于奧氏體晶粒細(xì)小晶界的有效面積較大，相變后可以獲得具有體晶粒細(xì)小晶界的有效面積較大，相變后可以獲得具有等軸鐵素體等軸鐵素體加少加少量量珠光體珠光體的均勻組織。的均勻組織。型：型：熱軋過程處于奧氏體未再結(jié)晶的溫度區(qū)域，軋制變形后的奧氏體不再熱軋過程

18、處于奧氏體未再結(jié)晶的溫度區(qū)域，軋制變形后的奧氏體不再發(fā)生再結(jié)晶，如果是多道次變形則道次間的應(yīng)變是可以累積的，相變過發(fā)生再結(jié)晶，如果是多道次變形則道次間的應(yīng)變是可以累積的，相變過程中鐵素體晶粒在形變的奧氏體晶界和晶內(nèi)的形變帶上同時(shí)形核，鐵素程中鐵素體晶粒在形變的奧氏體晶界和晶內(nèi)的形變帶上同時(shí)形核，鐵素體的形核速度顯著增大，相變后可以獲得體的形核速度顯著增大，相變后可以獲得均勻細(xì)小的鐵素體均勻細(xì)小的鐵素體加少量加少量珠光珠光體體組織，鐵素體晶粒的大小取決于累積應(yīng)變的數(shù)量。組織，鐵素體晶粒的大小取決于累積應(yīng)變的數(shù)量。過渡型：過渡型：熱軋過程處于奧氏體部分再結(jié)晶的溫度區(qū)域，軋制變形后的相變過熱軋過程處

19、于奧氏體部分再結(jié)晶的溫度區(qū)域，軋制變形后的相變過程介于程介于型和型和型轉(zhuǎn)變之間，其相變產(chǎn)物可能會(huì)出現(xiàn)下列兩種情況：型轉(zhuǎn)變之間，其相變產(chǎn)物可能會(huì)出現(xiàn)下列兩種情況： （1 1）大部分奧氏體晶粒按）大部分奧氏體晶粒按I BI B型轉(zhuǎn)變形成細(xì)小的鐵素體和珠光體，其余部型轉(zhuǎn)變形成細(xì)小的鐵素體和珠光體，其余部分是未再結(jié)晶奧氏體晶粒相變后形成魏氏組織和珠光體；分是未再結(jié)晶奧氏體晶粒相變后形成魏氏組織和珠光體； （2 2）部分變形量大的未再結(jié)晶奧氏體晶粒按）部分變形量大的未再結(jié)晶奧氏體晶粒按型轉(zhuǎn)變形成細(xì)小的鐵素體型轉(zhuǎn)變形成細(xì)小的鐵素體和珠光體，而另一部分變形量小的奧氏體則轉(zhuǎn)變成魏氏組織和珠光體。和珠光體，而另

20、一部分變形量小的奧氏體則轉(zhuǎn)變成魏氏組織和珠光體。21 形變誘導(dǎo)奧氏體形變誘導(dǎo)奧氏體/ /鐵素體相變的特征鐵素體相變的特征 型相變是一種不局限于軋材，型相變是一種不局限于軋材，即便由單純的加熱和冷卻也能引即便由單純的加熱和冷卻也能引起的普通相變形態(tài)，而起的普通相變形態(tài)，而型相變型相變（形變誘導(dǎo)相變）是在無(wú)應(yīng)變熱（形變誘導(dǎo)相變）是在無(wú)應(yīng)變熱平衡溫度以上就生成了鐵素體，平衡溫度以上就生成了鐵素體，因而相對(duì)地增加了鐵素體的形核因而相對(duì)地增加了鐵素體的形核數(shù)和生成量，還能使珠光體的體數(shù)和生成量，還能使珠光體的體積百分?jǐn)?shù)降低。積百分?jǐn)?shù)降低。 由于鐵素體的強(qiáng)制相變，將使由于鐵素體的強(qiáng)制相變，將使鋼中的碳只能

21、在殘余的微小區(qū)域鋼中的碳只能在殘余的微小區(qū)域內(nèi)極度濃縮，在鐵素體晶粒細(xì)化內(nèi)極度濃縮，在鐵素體晶粒細(xì)化的同時(shí)，珠光體也得到細(xì)化，濃的同時(shí)，珠光體也得到細(xì)化，濃縮區(qū)的淬透性提高，從而增加了縮區(qū)的淬透性提高，從而增加了生成類珠光體、貝氏體、馬氏體生成類珠光體、貝氏體、馬氏體等低溫相變產(chǎn)物的可能性。等低溫相變產(chǎn)物的可能性。22 奧氏體晶粒尺寸對(duì)奧氏體晶粒尺寸對(duì)CCTCCT曲線的影響曲線的影響隨奧氏體晶粒變細(xì)，整個(gè)曲線向上、向左方向移動(dòng) 奧氏體未再結(jié)晶變形量對(duì)奧氏體未再結(jié)晶變形量對(duì)CCTCCT曲線的影曲線的影響響 4242； 2727；0 0隨奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形量的增大，整個(gè)曲線向上、向左方向移動(dòng) 動(dòng)

22、態(tài)動(dòng)態(tài)CCTCCT曲線的測(cè)定曲線的測(cè)定23奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度對(duì)奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度對(duì)CCTCCT曲線的曲線的影響影響 900900； 850850；800800 隨奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度的降低，隨奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度的降低，整個(gè)曲線向上、向左方向移動(dòng)整個(gè)曲線向上、向左方向移動(dòng)Q345Q345鋼低冷卻速率范圍內(nèi)的動(dòng)態(tài)鋼低冷卻速率范圍內(nèi)的動(dòng)態(tài)CCTCCT曲線曲線 由圖可見，由圖可見，Q345Q345鋼的貝氏體形成溫度鋼的貝氏體形成溫度范圍比較寬，應(yīng)注意終了冷卻溫度的控范圍比較寬，應(yīng)注意終了冷卻溫度的控制制 動(dòng)態(tài)動(dòng)態(tài)CCTCCT曲線的測(cè)定曲線的測(cè)定24 控制軋制和控制冷卻就是在調(diào)整鋼

23、材化學(xué)成分的基礎(chǔ)上，通過對(duì)軋制過程中的溫度制度、變形制度和軋后冷卻制度等進(jìn)行有效控制，顯著改善鋼材微觀組織并使其獲得良好綜合力學(xué)性能的軋制新技術(shù)。 控軋控冷鋼材與常規(guī)軋制鋼和正火鋼相比，它不單純依賴合金元素，而是通過形變過程中對(duì)再結(jié)晶和相變行為的有效控制并結(jié)合軋后快速冷卻工藝，達(dá)到細(xì)化鐵素體晶粒組織、使鋼材強(qiáng)度和韌性同時(shí)提高的目的，而且在降低碳當(dāng)量的情況下能夠生產(chǎn)出相同強(qiáng)度級(jí)別的鋼材，從而使焊接性能也大大提高。3.3.鋼材軋制過程中的組織性能控制鋼材軋制過程中的組織性能控制25（1 1）奧氏體再結(jié)晶區(qū)變形階段）奧氏體再結(jié)晶區(qū)變形階段 t950t950 對(duì)加熱時(shí)粗化的奧氏體晶粒對(duì)加熱時(shí)粗化的奧氏

24、體晶粒反復(fù)進(jìn)行軋制并反復(fù)再結(jié)晶反復(fù)進(jìn)行軋制并反復(fù)再結(jié)晶后使之得到細(xì)化后使之得到細(xì)化（2 2）奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形階）奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形階段段 t t950-A950-Ar r3 3 奧氏體晶粒沿軋制方向伸奧氏體晶粒沿軋制方向伸長(zhǎng)、壓扁，晶內(nèi)產(chǎn)生形變帶，長(zhǎng)、壓扁，晶內(nèi)產(chǎn)生形變帶，這種加工硬化狀態(tài)的奧氏體這種加工硬化狀態(tài)的奧氏體具有促進(jìn)鐵素體相變形核作具有促進(jìn)鐵素體相變形核作用用（3 3）奧氏體鐵素體兩相區(qū)變）奧氏體鐵素體兩相區(qū)變形階段形階段 tArt700700時(shí)，隨終冷溫度的升高，時(shí)，隨終冷溫度的升高，屈服強(qiáng)度降低，在試驗(yàn)的溫度范圍內(nèi)，大約降低屈服強(qiáng)度降低，在試驗(yàn)的溫度范圍內(nèi)，大約降低30-

25、40Mpa30-40Mpa，但都，但都滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。從圖從圖3131可以看出：可以看出： Q345 Q345鋼的貝氏體形成溫度范圍比較寬，當(dāng)鋼的貝氏體形成溫度范圍比較寬，當(dāng)終冷溫度或鋼板瞬間冷卻溫度低于終冷溫度或鋼板瞬間冷卻溫度低于600600至至400400之間，均有可能之間，均有可能形成貝氏體，因此普通級(jí)別形成貝氏體，因此普通級(jí)別Q345Q345鋼板，比較適宜的終冷溫度應(yīng)為鋼板，比較適宜的終冷溫度應(yīng)為650-700650-700。圖圖31 Q34531 Q345鋼的動(dòng)態(tài)鋼的動(dòng)態(tài)CCTCCT曲線曲線42工業(yè)試驗(yàn)及工業(yè)試驗(yàn)及TMCPTMCP工藝的確定工藝的確定鋼種CSiMnPSQ

26、3450.15-0.180.34-0.401.26-1.380.019-0.0200.015-0.022 表表8 8 工業(yè)試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分，工業(yè)試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分，Wt%Wt%編號(hào)待溫厚度mm成品厚度mm階段開冷溫度,終冷溫度,冷卻速度,/S控軋溫度,終軋溫度,013012860750729677-0250208458037896622.90360208307557166441.60480208367527356202.40540208268167856513.10660208307427176012.7表表9 Q3459 Q345鋼工業(yè)試驗(yàn)鋼工業(yè)試驗(yàn)TMCPTMCP工藝參數(shù)工藝參數(shù)43工工藝藝

27、編編號(hào)號(hào)晶晶粒粒度度/ /級(jí)級(jí)帶帶狀狀物物/ /級(jí)級(jí)s sMPaMPab bMPaMPa延伸率延伸率5%5%室溫室溫AkvAkv，J J00AkvAkv，J J-20-20AkvAkv，J J時(shí)效沖擊時(shí)效沖擊韌性，韌性，J J冷彎冷彎性能性能180180縱縱橫橫縱縱橫橫縱縱橫橫縱縱橫橫縱縱橫橫縱縱橫橫縱縱橫橫019.03.539840253854733279341934080338130合格029.04.5378365533538323115988157661235012253合格039.03.0370377533540302916579147601234515153合格049.02.7542

28、0403547550302815972156731225113454合格059.53.58378375533538292916781143581144812749合格069.51.54354405655652827116471004592367639合格表表10 10 工業(yè)試驗(yàn)鋼的組織和力學(xué)性能工業(yè)試驗(yàn)鋼的組織和力學(xué)性能44 結(jié)合首鋼結(jié)合首鋼3500mm3500mm中厚板軋機(jī)的改造，就傳統(tǒng)中厚板軋機(jī)的改造，就傳統(tǒng)Q345Q345系列中厚鋼板的系列中厚鋼板的TMCPTMCP進(jìn)進(jìn)行了比較深入的研究，圍繞行了比較深入的研究，圍繞TMCPTMCP工藝技術(shù)的核心晶粒組織細(xì)化、得出如工藝技術(shù)的核心晶粒組織

29、細(xì)化、得出如下結(jié)論：下結(jié)論： （1 1）采用再結(jié)晶方法細(xì)化奧氏體晶粒時(shí)，高溫再結(jié)晶區(qū)的道次變形量宜控制）采用再結(jié)晶方法細(xì)化奧氏體晶粒時(shí)，高溫再結(jié)晶區(qū)的道次變形量宜控制在在10102020，低溫區(qū)宜控制在，低溫區(qū)宜控制在20203030，最大道次壓下量，最大道次壓下量30mm30mm。這有利。這有利于再結(jié)晶過程的充分進(jìn)行，避免混晶形成，減少相變后生成魏氏組織的幾于再結(jié)晶過程的充分進(jìn)行，避免混晶形成，減少相變后生成魏氏組織的幾率；率； （2 2）采用形變誘導(dǎo)相變方法細(xì)化鐵素體晶粒時(shí)，降低進(jìn)精軋溫度或增加待溫）采用形變誘導(dǎo)相變方法細(xì)化鐵素體晶粒時(shí)，降低進(jìn)精軋溫度或增加待溫厚度，有利于提高有效累積應(yīng)變

30、量，促進(jìn)鐵素體形核、增強(qiáng)相變驅(qū)動(dòng)力，厚度，有利于提高有效累積應(yīng)變量，促進(jìn)鐵素體形核、增強(qiáng)相變驅(qū)動(dòng)力，獲得均勻細(xì)小的鐵素體獲得均勻細(xì)小的鐵素體+ +珠光體組織，推薦的較好精軋溫度區(qū)間為珠光體組織，推薦的較好精軋溫度區(qū)間為880880820820，待溫厚度為，待溫厚度為2 22.52.5倍成品厚度；倍成品厚度； （3 3）采用加速冷卻促進(jìn)鐵素體相變時(shí)，為避免過量的脆性相形成而導(dǎo)致鋼材）采用加速冷卻促進(jìn)鐵素體相變時(shí)，為避免過量的脆性相形成而導(dǎo)致鋼材塑韌性降低，推薦的較好冷卻速度為塑韌性降低，推薦的較好冷卻速度為5 515/S15/S，終冷溫度為，終冷溫度為650650700700。 Q345 Q34

31、5系列中厚鋼板的系列中厚鋼板的TMCPTMCP工藝要點(diǎn)工藝要點(diǎn)45 圖圖4444 各種機(jī)械熱處理工藝與傳統(tǒng)工藝的對(duì)比各種機(jī)械熱處理工藝與傳統(tǒng)工藝的對(duì)比 TMRTMR熱機(jī)械軋制；熱機(jī)械軋制；L LL L處理（中間淬火）；處理（中間淬火）；R R熱軋；熱軋；ACAC加速冷卻加速冷卻 CRCR控制軋制；控制軋制；N N正火；正火；DQDQ直接淬火；直接淬火；RQRQ再加熱淬火；再加熱淬火；T T回火回火4 4.2 .2 控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用46 直接淬火（直接淬火（DQ-TDQ-T）工藝：）工藝：是指鋼板熱軋終了后在軋制作業(yè)線上實(shí)現(xiàn)直接淬是指鋼板熱軋終了后在軋制作業(yè)線上實(shí)

32、現(xiàn)直接淬火、回火的新工藝，這種工藝有效地利用了軋后余熱，有機(jī)地將變形與熱火、回火的新工藝，這種工藝有效地利用了軋后余熱，有機(jī)地將變形與熱處理工藝相結(jié)合，從而有效地改善鋼材的綜合性能，即在提高強(qiáng)度的同時(shí)，處理工藝相結(jié)合，從而有效地改善鋼材的綜合性能，即在提高強(qiáng)度的同時(shí)，保持較好的韌性。保持較好的韌性。 直接淬火工藝的類型：直接淬火工藝的類型：區(qū)別于離線的再加熱淬火、回火工藝區(qū)別于離線的再加熱淬火、回火工藝(RQ-T)(RQ-T)，直接，直接淬火工藝根據(jù)控制軋制溫度的不同可以分為：淬火工藝根據(jù)控制軋制溫度的不同可以分為：“再結(jié)晶控軋直接淬再結(jié)晶控軋直接淬火火”(DQ-T)(DQ-T)、“未再結(jié)晶控

33、軋直接淬火未再結(jié)晶控軋直接淬火”(CR-DQ-T)(CR-DQ-T)和和“再結(jié)晶控軋直接再結(jié)晶控軋直接淬火兩相區(qū)淬火淬火兩相區(qū)淬火”(DQ-L-T)(DQ-L-T)三種不同的工藝類型。三種不同的工藝類型。 直接淬火工藝的工業(yè)應(yīng)用：直接淬火工藝的工業(yè)應(yīng)用：由于直接淬火工藝能得到比再加熱淬火更加優(yōu)由于直接淬火工藝能得到比再加熱淬火更加優(yōu)良的強(qiáng)度和韌性配合，良的強(qiáng)度和韌性配合，2020世紀(jì)世紀(jì)9090年代以來(lái)，該工藝在各鋼鐵工業(yè)發(fā)達(dá)國(guó)家年代以來(lái)，該工藝在各鋼鐵工業(yè)發(fā)達(dá)國(guó)家得到了迅速發(fā)展，以直接淬火為代表的各種得到了迅速發(fā)展，以直接淬火為代表的各種TMCPTMCP工藝在船用鋼板、管線鋼、工藝在船用鋼板

34、、管線鋼、海岸建設(shè)用鋼以及建筑用鋼的生產(chǎn)中都得到了廣泛的應(yīng)用。海岸建設(shè)用鋼以及建筑用鋼的生產(chǎn)中都得到了廣泛的應(yīng)用。 4 4.2 .2 控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用4.2.14.2.1直接淬火工藝直接淬火工藝47直接淬火設(shè)備應(yīng)滿足的要求：直接淬火設(shè)備應(yīng)滿足的要求：(l)(l)由于直接淬火設(shè)備為在線設(shè)置，這就要求設(shè)備必須具由于直接淬火設(shè)備為在線設(shè)置，這就要求設(shè)備必須具有雙重功能，既要能勝任熱處理要求，又要能勝任快有雙重功能，既要能勝任熱處理要求，又要能勝任快速冷卻要求。因此，淬火設(shè)備必須具有較大的工作范速冷卻要求。因此，淬火設(shè)備必須具有較大的工作范圍，能適應(yīng)各類鋼種熱處理及快速

35、冷卻的需要。圍，能適應(yīng)各類鋼種熱處理及快速冷卻的需要。(2)(2)直接淬火需求的冷卻速率大，這就要求該設(shè)備的冷卻直接淬火需求的冷卻速率大，這就要求該設(shè)備的冷卻能力要比常規(guī)的快速冷卻設(shè)備能力大，一般得比正常能力要比常規(guī)的快速冷卻設(shè)備能力大，一般得比正常值大值大15%15%左右。左右。(3)(3)為了防止鋼板撓曲，在冷卻過程中鋼板上下表面的冷為了防止鋼板撓曲，在冷卻過程中鋼板上下表面的冷卻條件要盡量趨于一致。一般的熱處理設(shè)備多采用鋼卻條件要盡量趨于一致。一般的熱處理設(shè)備多采用鋼板上表面限制輥方式來(lái)減輕鋼板撓曲及浪形程度，但板上表面限制輥方式來(lái)減輕鋼板撓曲及浪形程度，但限制輥的使用往往又影響冷卻控制

36、精度，因此要盡量限制輥的使用往往又影響冷卻控制精度，因此要盡量減少限制輥的數(shù)量。減少限制輥的數(shù)量。(4)(4)為了使鋼板的力學(xué)性能具有較高的均勻性和保證獲得為了使鋼板的力學(xué)性能具有較高的均勻性和保證獲得良好的板形，還要求該設(shè)備具有較高的冷卻均勻性。良好的板形，還要求該設(shè)備具有較高的冷卻均勻性。484 4.2 .2 控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用4.2.2 4.2.2 高性能鋼材品種的開發(fā)高性能鋼材品種的開發(fā)49奧氏體狀態(tài)：蓄積能量奧氏體狀態(tài)：蓄積能量奧氏體晶粒尺寸的大?。粖W氏體晶粒尺寸的大??；奧氏體內(nèi)蓄積能量的高低；奧氏體內(nèi)蓄積能量的高低；奧氏體內(nèi)部缺陷的多少。奧氏體內(nèi)部缺陷

37、的多少。奧氏體狀態(tài)控制：奧氏體狀態(tài)控制：奧氏體相變條件的控制：奧氏體相變條件的控制：通過控制開始冷卻溫度、冷通過控制開始冷卻溫度、冷卻速度、冷卻終止溫度、冷卻速度、冷卻終止溫度、冷卻路徑等，最終實(shí)現(xiàn)相變類卻路徑等，最終實(shí)現(xiàn)相變類型、相變產(chǎn)物形態(tài)的控制。型、相變產(chǎn)物形態(tài)的控制。鐵素體、珠光體相變鐵素體、珠光體相變貝氏體相變貝氏體相變馬氏體相變馬氏體相變鐵素體、貝氏體相變鐵素體、貝氏體相變相變方向相變方向4 4.2 .2 控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用4.2.3 4.2.3 高性能鋼材品種的開發(fā)高性能鋼材品種的開發(fā)50 依據(jù)現(xiàn)代軋制過程特點(diǎn)（連續(xù)大變形、高應(yīng)變速率、依據(jù)現(xiàn)代軋制過

38、程特點(diǎn)（連續(xù)大變形、高應(yīng)變速率、短間歇時(shí)間、低變形溫度）和冷卻過程特點(diǎn)（變形后短時(shí)短間歇時(shí)間、低變形溫度）和冷卻過程特點(diǎn)（變形后短時(shí)間內(nèi)立即進(jìn)入冷卻區(qū)，高冷卻速率），從溫度軸和時(shí)間軸間內(nèi)立即進(jìn)入冷卻區(qū)，高冷卻速率），從溫度軸和時(shí)間軸兩方面考慮，提出低碳超細(xì)晶粒鋼的強(qiáng)化機(jī)制：利用軋制兩方面考慮，提出低碳超細(xì)晶粒鋼的強(qiáng)化機(jī)制：利用軋制過程得到形變硬化的奧氏體，再通過快速冷卻過程對(duì)形變過程得到形變硬化的奧氏體，再通過快速冷卻過程對(duì)形變奧氏體的相變進(jìn)行有效控制，實(shí)現(xiàn)細(xì)晶強(qiáng)化和相變強(qiáng)化，奧氏體的相變進(jìn)行有效控制，實(shí)現(xiàn)細(xì)晶強(qiáng)化和相變強(qiáng)化，可以得到綜合性能滿足工業(yè)應(yīng)用的超細(xì)晶粒鋼?？梢缘玫骄C合性能滿足工業(yè)應(yīng)

39、用的超細(xì)晶粒鋼。 超細(xì)晶粒鋼（超級(jí)鋼）超細(xì)晶粒鋼（超級(jí)鋼）51 隨著汽車工業(yè)的高速發(fā)展，汽車尾氣排放對(duì)生存環(huán)境的負(fù)面影響日隨著汽車工業(yè)的高速發(fā)展，汽車尾氣排放對(duì)生存環(huán)境的負(fù)面影響日益嚴(yán)重，再加上人們對(duì)汽車碰撞安全性要求的不斷提高，如何在保證安益嚴(yán)重，再加上人們對(duì)汽車碰撞安全性要求的不斷提高，如何在保證安全、舒適的前提下使車身減重是解決這一系列問題的關(guān)鍵。因此，車體全、舒適的前提下使車身減重是解決這一系列問題的關(guān)鍵。因此，車體結(jié)構(gòu)的高強(qiáng)度化和結(jié)構(gòu)的高強(qiáng)度化和“以空代實(shí)以空代實(shí)”構(gòu)件的廣泛應(yīng)用，推動(dòng)了高成形性高強(qiáng)構(gòu)件的廣泛應(yīng)用，推動(dòng)了高成形性高強(qiáng)度鋼材的研究開發(fā)。度鋼材的研究開發(fā)。 ULSAB-A

40、VCULSAB-AVC超輕鋼車身超輕鋼車身- -新型概念車新型概念車 內(nèi)高壓成形工藝生產(chǎn)的部分汽車零部件內(nèi)高壓成形工藝生產(chǎn)的部分汽車零部件 2.2 2.2 相變強(qiáng)化多相組織高強(qiáng)度鋼相變強(qiáng)化多相組織高強(qiáng)度鋼52 由于由于ULSABULSAB研究項(xiàng)目的示范作用，車體輕量化技術(shù)研究的不斷深化，汽車研究項(xiàng)目的示范作用，車體輕量化技術(shù)研究的不斷深化，汽車車身結(jié)構(gòu)所用鋼材的強(qiáng)度級(jí)別呈逐年增高的趨勢(shì)，為達(dá)到更高的強(qiáng)度和成車身結(jié)構(gòu)所用鋼材的強(qiáng)度級(jí)別呈逐年增高的趨勢(shì)，為達(dá)到更高的強(qiáng)度和成形性能要求，已開始大量使用相變強(qiáng)化型的多相組織高強(qiáng)度鋼，其典型鋼形性能要求，已開始大量使用相變強(qiáng)化型的多相組織高強(qiáng)度鋼，其典型

41、鋼種有種有低碳貝氏體鋼、低碳貝氏體鋼、DPDP鋼（雙相鋼）和鋼（雙相鋼）和TRIPTRIP鋼（相變誘發(fā)塑性鋼）等。鋼（相變誘發(fā)塑性鋼）等。 DPDP鋼變形時(shí)，分散在軟相中的硬相會(huì)引起高的加工硬化速率；鋼變形時(shí)，分散在軟相中的硬相會(huì)引起高的加工硬化速率；TRIPTRIP鋼變形時(shí)殘余奧氏體發(fā)生馬氏體相變，進(jìn)一步提高了高應(yīng)變時(shí)的硬化速率。鋼變形時(shí)殘余奧氏體發(fā)生馬氏體相變，進(jìn)一步提高了高應(yīng)變時(shí)的硬化速率。TRIPTRIP在低變形量時(shí)，其硬化速率低于在低變形量時(shí)，其硬化速率低于DPDP鋼，但是這種硬化速率將持續(xù)到高應(yīng)變階鋼，但是這種硬化速率將持續(xù)到高應(yīng)變階段，而段，而DPDP鋼的硬化速率在高應(yīng)變階段變化

42、不顯著。鋼的硬化速率在高應(yīng)變階段變化不顯著。53雙相鋼（雙相鋼（DPDP鋼）鋼）雙相鋼的顯微組織是軟相鐵素體和雙相鋼的顯微組織是軟相鐵素體和（體積分?jǐn)?shù)依賴于強(qiáng)度）的硬相（通（體積分?jǐn)?shù)依賴于強(qiáng)度）的硬相（通常是馬氏體）組成；常是馬氏體）組成；軟的鐵素體相通常是連續(xù)的，賦予該軟的鐵素體相通常是連續(xù)的，賦予該鋼優(yōu)良的塑性。當(dāng)它變形時(shí)，變形是鋼優(yōu)良的塑性。當(dāng)它變形時(shí)，變形是集中在低強(qiáng)度的鐵素體相，因而這種集中在低強(qiáng)度的鐵素體相，因而這種鋼顯示出很高的加工硬化率。鋼顯示出很高的加工硬化率。JSTP，1038，F(xiàn)4DPDP鋼與鋼與HSLAHSLA鋼的力學(xué)性能比較鋼的力學(xué)性能比較54連續(xù)的鐵素體基體；連續(xù)的鐵素體基體；分散的硬質(zhì)第二相：馬氏體和分散的硬質(zhì)第二相：馬氏體和（或）貝氏體（或）貝氏體該鋼還含有殘余奧氏體，體積分該鋼還含有殘余奧氏體，體積分?jǐn)?shù)大于數(shù)大于5 5；典型：典型：5050鐵素體，鐵素體，3535貝氏體，貝氏體，1515奧氏體。奧氏體?；瘜W(xué)成分：化學(xué)成分： C C